碳纳米纤维范文（精选10篇）
碳纳米纤维 第1篇
碳纳米纤维 (Carbon Nanofibers简称CNFs) 是由多层石墨片卷曲而成的纤维状纳米炭材料, 它的直径一般在10 nm~500nm, 长度分布在0.5μm~100μm, 是介于纳米碳管和普通碳纤维之间的准一维碳材料, 具有较高的结晶取向度、较好的导电和导热性能。碳纳米纤维除了具有化学气相沉积法生长的普通碳纤维低密度、高比模量、高比强度、高导电、热稳定性等特性外, 还具有缺陷数量少、长径比大、比表面积大、结构致密等优点。它是一种高性能纤维, 既具有碳材料的固有本征, 又兼备纺织纤维的柔软可加工性, 是新一代军民两用新材料, 已广泛用于航空航天、交通、体育与休闲用品、医疗、机械、纺织等各领域。
2. 碳纳米纤维的制备
碳纳米纤维的制备方法有很多, 主要包括化学气相沉积法、静电纺丝法和固相合成法等。
2.1 化学气相沉积 (CVD) 法
化学气相沉积 (CVD) 法是利用低廉的烃类化合物作原料, 在一定的温度 (500℃~1000℃) 下, 使烃类化合物在金属催化剂上进行热分解来合成碳纳米纤维的方法。
2.1.1 热化学气相沉积法
按催化剂加入或存在的方式不同, 可将热化学气相沉积法分为以下几种:基体法、喷淋法和气相流动催化法。
1) 基体法
基体法是在陶瓷或石墨基体上均匀散布纳米催化剂颗粒 (多为Fe、Co、Ni等过渡金属) , 高温下通入烃类气体热解, 使之分解并析出碳纳米纤维。基体法可制备出高纯碳纳米纤维, 但超细催化剂颗粒制备困难, 一般颗粒直径较大, 较难制备细直径的碳纳米纤维, 此外, 碳纳米纤维只在喷洒了催化剂的基体上生长, 因而产量不高, 难以连续生长, 不易实现工业化生产。
2) 喷淋法
喷淋法是将催化剂混于苯等液态有机物中, 然后将含催化剂的混合溶液喷淋到高温反应室中, 制备出碳纳米纤维。该方法可实现催化剂的连续喷入, 为工业化连续生产提供了可能, 但催化剂与烃类气体的比例难以优化, 喷淋过程中催化剂颗粒分布不均匀, 且很难以纳米级形式存在, 因此所得产物中纳米纤维所占比例较少, 常伴有一定量的炭黑。
3) 气相流动催化法
气相流动催化法是直接加热催化剂前驱体, 使其以气体形式同烃类气体一起引入反应室, 经过不同温度区完成催化剂和烃类气体的分解, 分解的催化剂原子逐渐聚集成纳米级颗粒, 热解生成的碳在纳米级催化剂颗粒上析出碳纳米纤维。由于从有机化合物分解出的催化剂颗粒可分布在三维空间内, 同时催化剂的挥发量可直接控制, 因此, 其单位时间内产量大, 并可连续生产。
2.1.2 等离子增强化学气相沉积法
等离子增强化学气相沉积法的特点在于等离子体中含有大量高能量的电子, 它们可以提供化学气相沉积过程所需的激活能。电子与气相分子的碰撞可以促进气体分子的分解、化合、激发和电离过程, 生成活性很高的各种化学基团。等离子增强化学气相沉积法虽可制得定向排列的碳纳米纤维, 但其成本较高, 生产效率较低, 工艺过程较难控制。
2.2 固相合成法
固相合成法作为近年来报道的一种制备碳纳米管或者碳纳米纤维的新型方法, 引起了较多科研工作者的关注。该方法不同于以往单一的使用气态或液态碳源的合成方法, 采用固相碳源作为原料制备出碳纳米纤维, 故名固相合成法。
2.3 静电纺丝法
静电纺丝法是近年来报道的一种制备碳纳米纤维的新方法。静电纺丝的原理可以参照图1-1进行说明, 它首先将聚合物溶液或熔体带上成千至上万伏的静电, 带电的聚合物在电场的作用下首先在纺丝口形成泰勒 (Taylor) 锥, 当电场力达到能克服纺丝液内部张力时, 泰勒锥体被牵伸, 且做加速运动, 运动着的射流被逐渐牵伸变细, 由于其运动速率极快, 而使得最终沉积在收集板上的纤维成纳米级, 形成类似非织造布的纤维毡[1,2,3]。纤维毡在空气中经过280℃、30 min左右的预氧化及在N2氛围中经过800℃~1000℃的炭化处理最终得到纳米碳纤维。
静电纺丝是一种对高分子溶液或熔体施加高压进行纺丝的方法。与其它纳米纤维制造方法相比较, 静电纺丝法具备如下优点:
1) 静电纺丝通常用的电压在数千伏以上, 而所用电流很小, 因而能量消耗少。
2) 可直接制造纳米纤维非织造布。采用静电纺丝法, 纳米纤维按二维扩张的形式即可制成非织造布, 因此纺丝后无需再进行加工。尤其是多喷头纳米纺丝技术的发展, 使得纳米纤维非织造布的产量增加, 提高了生产效率。
3) 可在室温下纺丝。采用静电纺丝法, 可在室温下纺丝, 因此含有热稳定性不好的化合物的溶液也可纺丝。例如, 用含有药物的高分子溶液纺丝, 制得的纤维可应用于药物的缓释系统;用含有病毒的高分子溶液纺丝, 可制得含病毒的纳米纤维, 且其病毒具有感染力。
(4) 原料来源广泛。迄今为止, 已有用聚酯、聚酰胺等合成高分子及骨胶原、丝、DNA等天然高分子物质为原料采用静电纺丝法制纳米纤维的报道, 亦有制成有机、无机复合材料的报道。
3. 碳纳米纤维的应用
3.1 储氢和催化领域的应用
碳纳米纤维具有高比表面积和吸附特性, 因此可以用来储存氢气, 从研究的储氢数据看, 纳米碳纤维在室温储氢已具备应用前景。Baker和Rodriguez[4]小组用化学气相沉积法制备的纳米碳纤维, 在室温和10MPa压力下吸附量达到2.08, 以碳纤维中碳的充填率0.1 g/cm3计算, 其体积吸附量超过200 Kg/m3。此外, 碳纳米纤维具有分子级细孔, 比表面积大, 边缘碳原子活性点多等优点, 因此可以用来作为催化剂和催化剂的载体。
3.2 锂离子电池负极材料
碳纳米纤维可以作为锂离子电池负极材料, 锂离子不仅可以嵌入到管内各管径和管芯, 而且可以嵌入到管间的缝隙中, 从而为锂离子提供了大量的嵌入空间, 有利于提高锂离子电池的充放电容量和电流密度。乔文明等[5]用化学气相沉积法制备的碳纳米纤维作为锂离子电池负极材料初次嵌锂容量可达到533 m Ah/g, 25次循环后可逆容量保持在274 m Ah/g, 循环效率超过99%。
3.3 复合材料领域的应用
碳纳米纤维具有较高的长径比、完善的石墨化结构、高的热传导性及导电性、表面有一定的化学活性等特点, 因此其一个重要用途是作为改进力学性能的增强剂, 应用在复合材料领域可以提高基体的拉伸、冲击强度和模量, 并且导电导热性都有大幅度的提高。
4. 结论
综上所述, 碳纳米纤维是一种新型碳纳米材料, 可望用于结构增强材料、电子器件、锂离子电池负极材料、电容器电极材料、储氢材料、催化剂载体、隐形材料等诸多领域, 具有很好的应用前景。
参考文献
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碳纳米纤维 第2篇
利用40kV的C+离子辐照(辐照剂量为1×1016/cm2)CVD合成的多壁碳纳米管样品,在高分辨透射电子显微镜(HRTEM)分析时发现了一些有趣现象:其一,多壁碳纳米管在辐照时,其结构不但无定形化,而且有无定形纳米线和无定形管的相互转变区出现;其二,辐照可以使交叉的.碳纳米线产生“焊接”现象.对这些现象产生的机制给出了定性的讨论.
作 者：王震遐 丁印锋 李玉兰 余礼平张伟 朱德彰 朱志远 徐洪杰 陈一 何国伟 胡刚 作者单位：王震遐,丁印锋,李玉兰,张伟,朱德彰,朱志远,徐洪杰(中国科学院上海原子核研究所,上海,00)
余礼平,陈一,何国伟,胡刚(复旦大学材料科学系,上海,33)
美好里程纳米纤维粉机优势多多 第3篇
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碳纳米纤维 第4篇
1CFs的制备方法
1.1CFs的制备
CFs按照其原料可分为以下几类: 聚丙烯腈( PAN) 基CFs、 聚乙烯醇基CFs、粘胶基CFs和沥青基CFs等[8],目前,CFs的制备方法主要有干法和湿法纺丝[9,10]、射频法等工艺。PAN基CFs因为强度高,制造工艺比较成熟,是目前主要的CFs品种,以PAN基CFs为例,简单介绍其制备过程。
CFs的一般制备过程[11]为: 原丝→预氧化→碳化→表面处理→CFs。CFs的品质由原丝决定,原丝越好,品质越高,生产工艺的好坏则决定了CFs的优劣。PAN基CFs在制备过程中, 以PAN浆料为原料,加入分解温度比PAN低的高分子聚合物, 用静电纺丝法制备成PAN纤维; 对PAN纤维预氧化,PAN的分子链在低温环境下转变成环状梯型结构,即热稳定结构,使PAN纤维经高温碳化处理不改变,保持其纤维形态,最终形成稠芳环面层结构; 最后,碳化,得到PAN基CFs。
1.2CNFs的制备
CNFs指的是一种一定纳米尺度 ( 一般认为其直径是100 ~ 500 nm) 的CFs,由于其优良的特性,CNFs的应用前景更为广泛。CNFs的制备过程和CFs的基本一样,CNFs的制备一般有电弧法、激光法、化学气相沉淀法( CVD) 和静电纺丝[12]等方法,但目前则主要运用CVD法和静电纺丝制备。
利用静电纺丝技术制备CNFs,具有工艺成熟,设备简单,成本低,容易获得高强度、高模量、连续的CNFs等优点。例如,郭丽萍等[13]将掺入氯化钯粉末的PAN/DMF溶液作为前躯体,放入到静电纺丝装置的针筒中,正极与针头相接,负极与收集网相连,外加高压电场,使电场力克服液滴的表面张力, 在针管匀速挤压的过程中,纺丝液在电场力的作用下拉伸成纤维丝,在收集网上收集成纤维膜。郭用三种不同的试剂对纤维膜进行还原,预氧化,碳化,制得Pd NPs/CNFs。
1.3CNTs的介绍
碳纳米管( CNTs) 是一种新式一维碳纳米材料[14],可以形象的描述为由石墨片卷曲成的无缝纳米级圆筒,其直径一般为0. 1 ~ 100 nm,长度则是微米级。CNTs具有大的长径比、密度低、高比表面积、高强度、高模量和许多优越的物理性能[15], 而且在传热、力学、电气、光学和氢储存方面具有优良的性能,使其常用作许多复合材料的增强体。CNTs的制备一般有石墨电弧法[16]、石墨激光蒸发法[17]、催化裂解法[18]、模板法[19]等方法。其中,催化剂裂解法( CVD法) 和模板法是最常用的制备工艺,采用CVD法制备CNTs,金属催化剂前躯体研磨成粉,在N2气保护下,用H2作为还原剂,CH4为碳源,在石英管反应室中反应制得粗产品,然后在HNO3下浸渍去除金属催化剂。此方法制得的CNTs直径尺寸均匀,取向一致。
2CFs的表面修饰
2.1CFs表面的上浆、去胶处理
CFs是一种脆性材料,其在生产过程中,由于一些不可避免的因素,会对CFs表面造成种种弊端[20],比如,因机械摩擦导致CFs产生毛丝或单丝断裂,毛丝则会影响树脂基体中CFs的润湿性,还会影响仪器设备的使用,造成短路或安全事故。 为了解决这些问题,消除隐患,所以对CFs表面上浆处理。上浆处理后的CFs,表面形成了一层光滑、连续的薄膜,对CFs的拉伸性、耐磨性、毛丝或单丝现象均有改善,提高了与树脂母体的亲和性。CFs表面上浆虽然对CFs有所保护以及提高性能,但在实验室中的使用时,这层上浆料则成为实验的不利因素,在进行实验时要对这层浆料环氧树脂进行去胶处理。CFs表面去胶处理[21],一般有以下几种方法: 其一是使用有机溶剂萃取,利用丙酮和石油醚对CFs进行索氏提取,此方法对CFs的损伤小,但去除不彻底; 其二是用二甲基甲酰胺( DMF) 回流,此方法适用于精密测量,量少的情况下; 其三可以用超声清洗,其效果和索氏萃取相差不大; 其四则是在高温下烧结, 隔绝空气的条件下,加热到1000 ℃ 以上,热分解去除环氧树脂,其效果比较好。可以根据实验室的条件,选择合适的去胶方法。
2.2表面修饰
CFs表面修饰可分为有机表面改性和无机表面改性两方面。 这两方面又细分为表面氧化处理、表面涂层技术、表面接枝技术、γ 射线辐照及等离子表面改性五大类[7],在这五大类中, 又有着各种各样的改性技术。本文重点讲述的CVD法CNFs修饰CFs属于表面涂层技术,而化学接枝法属于表面接枝技术。
将制备好的CFs或去胶处理的CFs作为基体,通过CVD法[2]或者化学接枝法[5,22]将CNTs嫁接到CFs的表面,使CNTs的自身特性来提高CFs的力学性能,最终达到提高CFs表面惰性与界面粘结性。
2.3CVD法表面修饰CFs
在催化剂的情况下利用CVD法在CFs表面生长CNTs是CFs表面修饰常用的方法,修饰效果比较好,为了不同的目的, CVD法修饰出了的效果也会不同。Sharma等[23]将酸清洗后的CFs放在Ni Cl2的盐溶液的前躯体中浸渍一段时间后,通过控制H2的通入比例,使催化剂均匀的分散在CFs表面,并生长出均匀的CNTs。Hung等[24]以Ni NO3为催化剂,并在H2还原过程中,控制Ni粒子的大小和分布情况,使催化剂粒子在CFs表面分布致密,均匀,并且在最后冷却过程中,Ar气氛下冷却,此法在CFs表面生长出致密、分布均匀的CNTs,这些CNTs有大的纵横比和强联合性。徐东彦等[25]则研究了催化剂的金属粒子的大小、用量以及温度对CVD法生长CNTs的影响,他们探究出添加纳米Ti O2的质量分数为3. 0% 时,反应温度在750 ℃ 下,CNTs对CFs的改性最佳,其拉伸强度、弯曲度等等有很大提高。然而这些方法都具有金属催化剂残留多,催化剂大小不均匀等缺点。为了克服这些问题,Meng等[26]将CFs浸渍在含有Fe,Ni,Co的介孔氧化硅凝胶溶液中,并在空气中煅烧,去除表面活性剂,通过介孔二氧化硅来控制催化剂的分布、用量及大小。最终控制CNFs分布、直径及长度,使CNFs均匀、致密的生长在CFs表面。
2.4化学接枝法修饰CFs
因为由CVD法制备的CNTs/CFs增强体在某些方面( 易断) 具有一些缺陷,为了制备更好的增强体,一些研究者开辟了化学接枝法。Abdelghani等[27]通过化学接枝的方法制得了CNTs/ CFs增强体,他们将CNTs和CFs经过氧化处理, 功能化的CNTs分散在溶剂中,并沉积在CFs表面,CNTs周围形成CFs的三维网络,然而,接枝的CNTs却不能完全均匀的覆盖所有的CFs表面。Mei等[28]借助聚酰胺 - 胺( PAMAM) 的特殊结构提供了更多的活性位点,作为一个个 “桥”,将羧基功能化CNTs和氧化CFs连接在一起,使接枝的CNTs在CFs表面形成树枝状结构。Chao等[29]同样利用带有氨基官能团的树状大分子物质来将CNTs接枝到CFs表面。他们发现加入了偶联剂和二甲基酰胺,使CNTs的接枝密度得到提高,并且分布比较均匀,通过微滴测试和微纳力测试测量了剪切强度和单根CNTs的拉拔强度。
化学气相沉淀法和化学接枝法都能在CFs表面生长或接枝CNTs,两种方法制备的CNTs / CFs增强体都对CFs的表面性能有极大的改善和增强,但两者在制备过程或者最终的产物都有各自的优缺点。利用CVD法生长CNTs的优点是可控性好,实现了CNTs生成位置和方向的控制,CNTs在CFs表面生长致密,垂直排列; 但该方法技术设备要求高,限制了其应用范围,而且在制备过程中会对纤维结构造成破坏,金属催化剂残留,较难清除,影响了CFs表面性能。化学接枝法制备过程, 避免了CVD法的缺点,没有催化剂对CFs界面的影响,没有苛刻的制备工艺条件,易于在实际生产中推广,但化学接枝法可操作性差,易造成CNTs在CFs表面生长分布不均匀。
3结语
CFs因具有着优良的力学性能和物理性能,柔曲、可编制, 更易与其他材料复合,经常作为增强体来制备CFs增强树脂基复合材料。对CFs表面进行修饰,改善CFs界面性能,在CFs增强树脂基复合材料方面以及新型材料应用方面有着重要的意义。经CNFs修饰后的CFs,不仅使CFs拉伸性能和界面粘结性有了巨大的提高,并且减少了CFs的横向断裂。修饰后的CFs作为增强体制备的复合材料的缺陷大大减少,应用范围不断扩大。CNFs修饰CFs极大程度上改善了CFs界面的缺点, 使CFs优异特性更为突出,但在制备高端CFs修饰的复合材料方面,生产设备、生产工艺仍然不够完善,不能够大量制备、 修饰。进一步进行生产设备、工艺的研究,开发新的生产设备,改善生产工艺,实现CFs的量产,对于提高CFs复合材料性能及应用有重要意义。
摘要：综述了各种碳纤维的制备方法及其研究进展,特别对碳纳米管修饰碳纤维的研究进展进行了重点介绍,论述了化学气相沉淀法和接枝法制备碳纳米纤维/碳纤维复合材料增强体,对两种制备工艺的优缺点进行了阐述,以及对碳纳米纤维/碳纤维复合材料的研究前景作了简要展望。
镀镍碳纳米管研究进展 第5篇
班级：11080801 学号：2008302929
姓名：何征 日期：2011.12.12 碳纳米管电磁屏蔽填料的研究进展
1．引言
电磁屏蔽材料是一种集结构/功能一体化的复合材料，具有优异的综合性能和电磁防护功能，其基本原理主要是基于电磁波穿过防电磁波辐射材料时，产生波反射、波吸收和电磁波在材料内的多次反射，导致电磁波能量衰减[1]。随着现代战场中各种军用设备电磁辐射功率增强，对电磁防护的要求也越来越高[2] ,需要开发出新型的电磁屏蔽复合材料。电磁屏蔽材料大多数是由单组份的高导电率或高磁导率电磁屏蔽填料均匀分散在聚合物基体中加工而成 [3]。目前常用的电磁屏蔽材料可以分为本征型和掺和型。本征型电磁屏蔽材料主要是以导电聚合物如聚苯胺、聚毗咯等与其它树脂混合组成复合涂料。掺和型电磁屏蔽涂料主要是由树脂、稀释剂、添加剂及导电填料等组成[4]。
由于碳系填料加工简单，因此常用电磁屏蔽填料，例如有炭黑、石墨、纳米石墨微片和碳纳米管等。自1991 年日本N EC 公司的S.Iijima 教授发现碳纳米管以来，由于其独特的力学、电学、光学及磁学性能引起了全球科学家的广泛关注。碳纳米管的特殊结构和介电性, 使其表现出较强的宽带微波吸收性能, 同时兼具质量轻、导电性可调、高温抗氧化性能强和稳定性好等一系列优点, 是一种有前途的微波吸收剂, 可以作为潜在的隐身材料、电磁屏蔽材料或暗室吸波材料, 在此基础上, 碳纳米管微波吸收材料的研究取得了积极的成果。2.技术研究进展
朱红[5]采用化学镀的方法对碳纳米管进行表面镀镍，T EM 观察证实了碳纳米管上已镀覆了镍层，镀层厚度约8~ 15nm。采用HP8722ES 矢量网络分析仪 测量了样品在2~ 18GHz 频率范围内的复介电常数和复磁导率。用吸收屏理论公式计算其反射损耗(R.L.)、匹配厚度(dm)及匹配频率(f m)，结果表明, 随着匹配厚度的增大, 化学镀镍碳纳米管的吸收峰没有发生移动, 当匹配厚度dm = 0.2mm时, 样品最低反射损耗达-11.40dB, 对应的匹配频率f m = 15.6GHz, 而且在整个电磁波频率测试范围内, 反射损耗值均<10dB)和5.41GH z(R <-6dB)。碳纳米管表面镀镍后吸收峰值虽然变小, 但吸收峰有宽化的趋势, 这种趋势有利于制造宽频吸波材料。
王尽美等[7]利用碳纳米管一纳米管状聚苯胺复合材料，进行化学无电金属镀层。经过采用Ni、Cu和Ni—Cu复合镀层工艺试验对比，形成了纳米金属镀层复合物。通过SEM观察发现纳米结构的金属颗粒在聚苯胺分子的表面形成了均匀分布和稳定的结合，利用TG、XRD等一系列实验分析表明镀层材料具有良好的金属一纳米管状聚苯胺晶体共轭结构。通过压片法，利用波导管进行抗电磁波性能分析，电磁波的屏蔽效应达到了40dB，证明该材料在电磁屏蔽及相关电子、传感器等技术应用中，将具有良好的应用前景。
图3 纳米聚苯胺金属镀层SEM结构图
从图3可见，在纳米管状聚苯胺的表面镀铜后，铜样普遍要高。而在聚苯胺分子氧化分解后，金属材料粒子形成均匀的分布。而直接镀镍后，聚苯胺表面的仍具有良好的稳定性。金属层分布就不是很均匀，在纳米管状的材料缝隙间存在着大量的不规则的镍金属颗粒。利用镍、铜复合镀层，在聚苯胺的纳米管表面形成了非常良好的连续均匀的镀层。
赵东林[8]等用竖式炉流动法, 以二茂铁为催化剂, 噻吩为助催化剂, 苯为碳源通过催化裂解反应在1100～1200℃制备了直线形碳纳米管, 外径为20～50 nm, 内径10～30 nm, 长度50～1000 nm。用化学镀工艺在碳纳米管表面均匀包覆了Ni-P 和Ni-N 合金, 研究了它们的磁性能及其环氧树脂基复合材料在2～18 GHz的微波吸收性能。
图4 镀Ni-P 合金碳纳米管的磁滞回线
图5 400℃热处理后镀Ni-N 合金碳纳米管的磁滞回线
与纯碳纳米管相比, 镀Ni-P 合金碳纳米管复合材料的吸收峰向高频移动, 镀Ni-P 和Ni-N 合金碳纳米管经热处理后,复合材料的吸收峰向低频移动。镀Ni-P 合金碳纳米管以及镀Ni-P 和Ni-N 合金经热处理碳纳米管的矫顽力分别为304.34 Oe、81.65 Oe、183.85 Oe。随着矫顽力的增加, 在2～18 GHz, 复合材料的微波吸收峰向高频移动。在复合材料中, 碳纳米管以及镀Ni-P 和Ni-N 合金的碳纳米管作为偶极子吸收微波。
王力等[9]以自制的多壁碳纳米管为原料，利用化学镀的方法制得镀镍碳管。并用X 射线衍射仪、透射电镜、扫描电镜及能量色散谱仪对其进行了表征，结果表明：碳管表面镀镍层中x(Ni)达到68.8 %，磁性能分析表明，镀镍碳管饱和磁化强度达到13 067 Am2/kg，热处理后饱和磁化强度达到257 733 Am2/kg。最后，对其表面镀层进行了热分析。
图 6 碳管及镀镍碳管的磁滞回线
图 6(a)给出了碳管镀镍前后的磁滞回线，镀镍碳管的饱和磁化强度(Ms)为13 067 Am2/kg，相对镀镍前增大了4 倍，剩余磁化强度(Mr)为2 238 Am2/kg，相对镀镍前也增加两倍多，相反矫顽力(Hc)却为镀镍前的一半，约为5.920 kA/m，软磁性增强；图5(b)是镀镍碳管热处理前后的磁滞回线，400 ℃热处理后镀镍碳管的Ms 为 257 733 Am2/kg，Mr 为36 689 Am2/kg，Hc 为9.44 kA/m。说明热处理后镀镍碳管的饱和磁化强度大大增加。
Jou[10]等研究了CNTs/聚合物复合材料中CNTs的取向、形状比质量分数和形貌对材料屏蔽性能的影响，表明该材料的SE最大值可能大于62dB。3.结语
传统的电磁屏蔽与吸波材料强调的是强衰减,而新型的材料则大多采用复合技术,突出质量轻、频带宽和性能好的特点,能满足于不同环境和应用场合的需求,因此开发和研制新一代的多频、轻质、智能型的电磁屏蔽与吸波材料必将成为日后的重点。
碳纳米管的特殊结构和介电性, 使其表现出较强的宽带微波吸收性能, 同时兼具质量轻、导电性可调、高温抗氧化性能强和稳定性好等一系列优点, 是一种有前途的微波吸收剂, 可以作为潜在的隐身材料、电磁屏蔽材料或暗室吸波材料, 因此，在以后的电磁屏蔽材料中研究中，碳纳米管将会发挥越来越重要的作用。
参考文献
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碳纳米纤维 第6篇
Bekyarova E[2]等用电泳法在碳纤维布表面选择性吸附单壁和多璧碳纳米管,使碳纤维布/环氧树脂复合材料的层间剪切性能提高了30%。Gojny等[3]在纤维增强树脂复合材料中添加了0.3%的多壁碳纳米管,其层间剪切强度提高了20%。Elena Bekyarova等[4]在碳纤维/环氧树脂复合材料中添加0.5%羧基官能团化的单壁碳纳米管,复合材料的层间剪切性能提高了40%。Yokozeki等[5]研究表明分散在碳纤维之间的杯状碳纳米管可以延缓碳纤维复合材料基体的应力破坏。Bower等[6]认为CNTs在断裂面之间桥联可以阻止垂直于CNTs分布方向断裂的蔓延。
1实验部分
1.1主要试剂和仪器
EP:无锡;CF:CCF3001-3K-41,山东威海;CNTs:L,MWNTs-1030,Multi-Wall Carbon nanotubes,main range of diameter: 10-30nm,length: 5-15um,purity: 〉95%, Ash: <0.3wt%,special surface area: 40-300m2/g,Amorphous carbon: 3%.深圳市纳米港有限公司;丙酮:分析纯,北京化学试剂厂。
超声清洗器。
1.2碳纳米管/碳纤维/环氧树脂复合材料制备
分别将0、0.2、0.7、1份CNTs在丙酮溶剂中超声30min分散,分别加入100份EP,继续超声30min,使CNTs在EP中充分分散;继续搅拌使丙酮溶剂挥发一部分,增加EP的黏度,减少CNTs团聚和沉降;将32束CF绕在丝架上,配制好的EP/CNTs涂浸在CF上,室温下挥发溶剂24h;将涂敷树脂的CF和模腔截面为6mm×2mm的模具放入烘箱中90℃烘1h,将涂敷树脂的CF放入模具中,挤出多余的树脂,保证碳纤维的体积分数为60%;在烘箱中按130℃/30min+170℃/120min的固化工艺固化,制备CNTs/CF/EP复合材料,样品分别记为A、B、C、D。
1.3复合力学性能测试
INSTRON-5567型万能测试机上按GB/T3357-1982、GB/T3356-1999测试试样层间剪切强度、弯曲强度和弯曲模量。
1.4复合材料断口扫描分析
采用Hitech,S-4700型扫描电子显微镜(SEM)对复合材料的断面进行表征。将复合材料的断面切下,表面喷金后观察其表面形貌。
2结果与讨论
2.1 CNTs含量对复合材料性能的影响
2.1.1 层间剪切强度
不同CNTs含量对EP/CF复合材料层间剪切强度的影响如图1所示。由图1可见,随着CNTs的添加量增加,EP/CF复合材料的层间剪切强度先上升,后下降。当添加量达到1%其层间剪切强度下降到85.6MPa,比未填加CNTs的强度还要低。在引入CNTs这一新组分时,原本只有一个界面—EP/CF的复合材料体系,增加了2个界面—EP/CNTs和CF/CNTs。EP/CNTs界面的存在是有利于增加EP/CF复合材料层间剪切强度的,并且CNTs在纵向的分布能起到增强纤维复合材料的层间剪切性能,减少纤维之间的滑移。但是随着CNTs含量的增加,CNTs不能与EP复合材料层间剪切强度形成很好的界面,同时还会破坏EP/CF之间的界面,导致层间剪切强度下降,并且下降幅度有增大的趋势。少量的CNTs在EP/CF复合材料中有明显的增强作用,当添加量为0.2%时,性能提高了8.9%。
2.1.2 弯曲性能
不同含量CNTs对复合材料弯曲强度与弯曲模量的影响如图2所示。从图2可以看出,添加CNTs对提高EP/CF复合材料的弯曲强度并不是很明显,当CNTs添加量为0.2%时,其复合材料弯曲强度有所提高;随着添加量的增加,其弯曲强度下降得比较明显。这是由于CNTs的存在破坏了EP/CF的界面,并且当CNTs添加量达到0.7%以上时,CNTs的分散性和取向性下降,导致其复合材料弯曲强度下降。由图2可以看出,CNTs的存在对转移弯曲应力作用不是明显,这是由于CNTs分散不均匀会导致弯曲应力集中,从而使复合材料破坏。
由图2还可以看出,随着CNTs的加入,其弯曲模量先下降,然后上升。这是由于CNTs/EP/CF复合材料中存在EP/CNTs、EP/CF和CF/CNTs三种界面。CNTs含量比较少时,增加的CNTs/EP界面能转移应力,同时并没有破坏原有的EP/CF界面,所以会导致弯曲强度有所提高。对于复合材料,增加一种新的界面往往会提高其韧性,使其模量在一定程度上有所下降,但是如果这一新的界面破坏了原有的材料或复合材料界面,增加的界面将起不到增韧的作用,所以弯曲模量下降。但随着CNTs含量的提高,CF/EP界面有所破坏,复合材料所受的应力不能得到很好的转移,在相同的载荷下形变量变小,所以模量又会上升。
2.2复合材料的断面形貌分析
图3(a)、(b)、(c)、(d)分别为含0%、0.2%、0.7%、1%CNTs增强CF/EP复合材料的断面扫描电子显微镜图。由图3可以看出,CNTs的添加对EP/CF的界面是有一定影响的,随着CNTs的含量增加,CF的拔出现象和基体EP的剥离现象越来明显,说明了CNTs的存在降低了基体树脂EP的粘接性,当CNTs含量为0.7%和1%时该现象尤其明显。从图中可以看出CNTs和EP的结合情况。由于CNTs的长径比和表面积都很大,容易在树脂中产生团聚、缠结。CNTs要起到较好的增强效果,使其均匀分散在EP中是非常重要的。
理论上CNTs在CF增强复合材料中的分散有3种方式:(a)CNTs的取向趋向于CF的轴向方向;(b)CNTs的取向趋向于垂直于CF的轴向方向;(c)CNTs在CF增强复合材料中呈团聚态。据此,可以推断出EP/CNTs/CF复合材料断截面CNTs的分布情况可以用4种模型来描述,如图4所示。图4(a1)为基体树脂EP和CNTs结合得很好,CNTs起到了增强作用,在外力作用下CNTs自身被拉断;图4(a2)为明显的CNTs从基体树脂EP中拔出,此时的CNTs没有能真正的发挥其性能,没有起到很好的增强作用,但CNTs这种存在方式并不会引起其力学性能大幅度下降;图4(a3)为CNTs沿着断面方向分布,即其分布方向垂直于CF的分布方向,此时受到CF轴向力作用时,基体树脂EP和容易CNTs的分布方向剥离,导致其在CF轴向的力学强度降低,但可以在一定程度减少CF之间的剥离;图4(a4)为明显的CNTs团聚,当CNTs呈此种分布时,树脂很容易从其团聚物表面剥离,此时的CNTs不仅起不到增强作用,反而会成为复合材料的缺陷,导致复合材料的缺陷和应力集中,使其复合材料力学性能有大幅度下降。
基于此分析,重点考察了CNTs含量不同时,CNTs在基体树脂中的分布状况,如图5所示。
由图5可以得出,CNTs含量为0.2%时,CNTs分散性很好,并且CNTs/EP和CF/EP的界面结合得很好。 CNTs在其断裂口表面分布大部分呈现图4(a1)式。这是由于CNTs含量比较少,分散比较均匀,并且在制备样条时,在外力作用下基体树脂EP沿CF的轴向流动,使得CNTs的取向都平行于CF。但也有少量的呈图4(a2)分布,说明其CNTs有轻微的拔出现象。在图5(b)中也可以看到拔出的CNTs和CNTs拔出时留下的空洞。
随着CNTs含量的提高至0.7%时, CNTs有明显的拔出现象。由于CNTs的拔出,使复合材料短截面存在大量的孔洞,如图5(c)所示,同时还可以看到有些CNTs的取向垂直于CF的轴向方向,在断裂时树脂剥离,留下很明显的沟槽。结合图4和图5(c)可以看出CNTs在断裂面主要呈现图4(a1)、(a2)和(a3)这3种模式分布,拔出现象和沟槽现象很明显,说明此时的CNTs没有起到很好的增强作用,非CF轴向分布的CNTs就成了复合材料的缺陷和应力集中点,这些缺陷和应力集中点会导致复合材料的力学性能下降。
随着CNTs含量进一步提高,CNTs出现了明显的团聚现象,如图5(d)所示,在基体树脂EP上有大量的CNTs团聚和团聚的CNTs剥离留下的孔洞,其CNTs在断裂面上的分布方式包括了图4中的4种方式,有受力断裂的CNTs、也有拔出的CNTs、也有纵向分布而剥离的CNTs、也有团聚而剥离的CNTs。图5(d)中的CNTs拔出、孔洞和团聚CNTs、团聚空洞比其他的更明显,说明了此复合材料中存在大量的缺陷和应力集中点,其力学性能较未添加CNTs应有明显的下降。
以上分析说明,CNTs在基体树脂中的分布状态是决定复合材料性能变化的最直接原因。CNTs含量的变化之所以引起复合材料性能的改变,是因为CNTs含量增加引起CNTs分布状态发生了变化,增加对复合材料性能产生不利影响的分布状态。因此,如何在提高CNTs含量的同时,控制CNTs在复合材料中呈现最佳分布状态,是进一步提高复合材料性能的关键所在。
3结论
(1) CNTs含量为0.2%时,CNTs分散均匀,取向一致没有拔出和团聚现象;当CNTs含量为0.7%时,CNTs分散均匀,取向一致性较差,有明显的拔出现象;当CNTs含量为1%时,CNTs分散性能比较差,有明显的拔出和团聚现象。
(2)CNTs的加入有利于提高EP/CF的层间剪切强度和弯曲强度,当CNTs含量为0.2%时,剪切强度和弯曲强度达到最大值,分别为99.2MPa和1811.4MPa,但其弯曲模量下降了8.7GPa。
(3)随着CNTs加入,弯曲模量先下降,后上升,当CNTs添加量达到1%时,其弯曲模量达到135.9GPa,较未加入CNTs时提高了11.1%,此时层间剪切强度和弯曲强度都降低了。是否可以通过提高CNTs在树脂中分散性,改善CNTs/CF、CNTs/EP和CF/EP的界面,达到同时提高强度和模量还有待于进一步研究。
摘要：制备了碳纳米管(CNTs)/碳纤维(CF)/环氧树脂(EP)三元复合材料。研究了CNTs含量对复合材料层间剪切强度、弯曲强度和弯曲模量的影响,并采用场发射扫描电镜分析了CNTs在基体树脂中的分散情况。结果表明:复合材料性能的变化源自于CNTs在基体树脂中的分散状态。当CNTs含量为0.2%(wt,下同)时,复合材料剪切强度和弯曲强度达到最大值,分别为99.2MPa和1811.4MPa,但其弯曲模量下降了8.7GPa。当CNTs添加量达到1%时,其弯曲模量达到135.9GPa,较未加入CNTs时提高了11.1%,层间剪切强度和弯曲强度分别降低了5.5MPa和359.5MPa。
关键词：碳纳米管,复合材料,环氧树脂,力学性能
参考文献
[1]Joungman Park,Daesik Kim,Sungju Kim,et al.[J].Compos-ites-Part B:Engineering,2007,38:847-861.
[2] Elena Bekyarova,Erik T Thostenson,Aiping Yu,et al. [J].J Phys Chem C,2007,111:17865-17871.
[3] Gojny F H,Wichmann M H G,Fiedler B,Bauhofer W,[J].Composites-Part A: Applied Science and Manufacturing,2005,36:1525-1535.
[4] Elena Bekyarova,Erik T Thostenson,Aiping Yu, et al. [J].J Phys Chem C,2007,111:17865-17871.
[5] Yokozeki T,Iwahori Y,Ishiwata S,[J].Composites-Part A: Applied Science and Manufacturing,2006,38:917-924.
碳纳米纤维 第7篇
纤维状全锂离子电池可被织成衣服为可穿戴式电子产品供电。美国化学学会提供
科技日报讯 (记者华凌) 若从最近谷歌眼镜 (Google Glass) 的新品发布和苹果i Watch智能腕表即将上市的种种迹象来看, 可穿戴电子产品将可能掀起下一个新科技浪潮。为了解决这类产品的电力供应问题, 中国上海复旦大学的研究人员首次制备出基于碳纳米管 (CNT) 的纤维状全锂离子电池, 可被灵活地编织成具有高性能的柔性能源纺织品。该研究成果发表在最新一期的《纳米快报》上。
从头部显示到生物医学监测, 可穿戴式电子产品可以提供许多先进的功能, 对电池的要求很高, 不仅体积小、重量轻, 还必须具备满足设备运行诸多功能所需的强大能量。因此, 可穿戴式电子产品最大的技术瓶颈即是电池。
据物理学家组织网5月27日报道, 新的研究设计和编制的碳纳米管 (CNT) 复合纱线, 可牢牢缠绕进棉纤维之中, 创建出高性能的锂离子电池。该纤维的直径为1毫米左右, 可以编织成柔性的织物或布料, 并且与灵活的可佩戴电子设备兼容。
参与这项研究的翁伟 (音译) 说:“这种电源能够被直接无缝集成到可穿戴式的电子产品是非常必要的。由于它需要被灵活地织成衣物, 纤维状的电源是最理想的。虽然这是初次实现碳纳米管纤维状锂离子电池, 它却表现出非常好的电化学性能, 包括高能量密度达0.75兆瓦时/平方厘米, 并在经过100次使用周期后, 电池保有容量达87%。”
设计纤维状锂离子电池的最大挑战之一, 是广为人知的硅膨胀问题。在充电/放电过程期间会发生化学反应, 硅的体积经受巨大的变化可达300%。为适应这种情况, 研究人员引入碳纳米管制成一个复合CNT/硅纱阳极。碳纳米管有效缓冲了硅的体积变化, 并将其牢固化。如果没有这种混合结构, 硅的膨胀会使其剥落, 导致电池损坏。
对于制作阴极的材料, 研究人员采用碳纳米管和锰酸锂, 其好处是高稳定性、工作电压高和成本低。通过将由凝胶电解质分隔的阳极和阴极基于CNT的纱线缠绕进棉纤维, 这种锂离子电池就可编织成一个柔性织物。
此前, 研究人员曾尝试制造超级电容器纤维, 但由于锂离子电池纤维难以制造, 便没有把太多的关注投入其中。然而, 锂离子电池具有一定的优势, 例如更高的能量密度和较低的自放电损失, 相比超级电容器, 它们为一般的可佩戴电子设备提供了更好的选择。研究人员解释说, 在这方面, 目前的工作是基于之前的研究有所改善, 但仍然有进一步改进的余地。
研究人员说:“2012年的报道称, 锂离子电池使用铜线作为骨架, 具有类似电缆型的形状。其结果是很棒的, 但由于这种电池具有大直径、使用液态电解质, 并且很重, 也许不适合织成能源纺织品。现在采用碳纳米管纤维作为其骨架, 密度接近铜的1/9, 并且使用凝胶电解质以确保安全性。另外, 复合纱线的阳极和阴极由碳纳米管纤维, 以及直径为100μm, 仅是电缆电池中阳极1/10的活性材料制成, 因此这种纤维状电池与用于制衣的聚合物纤维兼容, 实现了高性能的电池。”
在未来, 研究人员计划在各种领域进一步改善这种纤维电池。研究人员说:“首先, 提高性能, 如容量和循环寿命;其次, 规模化生产;第三, 其他功能将被合并, 例如拉伸、变色和自供电。”
碳纳米纤维 第8篇
半导体材料的光催化性能是由日本科学家Fujishima和Honda[1]于1972 年率先发现。已知的光催化半导体材料有10多种,而最为常用和研究最为广泛的是二氧化钛(TiO2),这是因为它具有良好的稳定性,较高的光催化活性,无毒,且性价比较高[2,3,4];但是,TiO2作为光降解催化剂存在着以下问题:催化活性与材料的比表面积成正比,而比表面积太大则容易导致催化剂的团聚;禁带宽度为3.2eV,只能在波长387.5nm以下的紫外光才能将其激发。因此,如何提高TiO2的光谱吸收能力成了工程应用中亟待解决的问题。为了提高TiO2的光催化效率,目前常用的方法是对其进行掺杂,通过掺杂改性使TiO2吸收能量较低的可见光,从而拓宽吸收光谱范围;另外,通过增大TiO2半导体材料的比表面积提高光催化的反应效率[5,6,7,8]。
通过静电纺丝方法,能够由聚合物溶液或熔体制备直径在次微米和纳米级别的超细纤维;在静电纺丝溶液中加入活性物质或掺杂元素则能够实现纳米纤维的各种功能化[9,10,11,12]。针对TiO2光降解催化材料,研究者发现,静电纺丝方法能够同时满足提高比表面积和获得复杂掺杂体系的要求。
孔庆强等[13]成功地制备了负载TiO2的聚丙烯腈(PAN)复合纤维(TiO2与PAN质量比为1∶1),纤维直径在800nm左右,并表现出较高的降解效率。陈丽金等[14]采用聚乙烯吡咯烷酮为成纤物质,钛酸四丁酯和硝酸铈为主要原料,通过溶胶-凝胶法制备静电纺丝溶液,而后通过静电纺丝技术、预氧化和活化等步骤制备了CeO2掺杂的TiO2纳米纤维,并将其用于亚甲基蓝的光降解催化,能够在100min内降解80%的亚甲基蓝。用氯化钛水解得到TiO2纳米颗粒,然后与PAN的二甲基甲酰胺(DMF)溶液混合,通过静电纺丝方法制备纳米纤维用于苯酚的降解。
基于以上分析,本研究拟采用PAN为成纤物质,钛酸四丁酯为钛源,首先通过静电纺丝法制备含钛的PAN纳米纤维,而后通过高温煅烧,使PAN碳化从而得到碳掺杂的TiO2光降解催化剂,并对其表面形态、各项物理、化学性能和光降解甲基橙的能力进行研究。
1 实验部分
1.1 主要试剂及仪器
试剂:PAN、二甲亚砜(DMSO)、钛酸四正丁酯、冰乙酸,国药集团化学试剂有限公司。
仪器:傅里叶红外变换光谱仪(Nicolet iS10型),赛默飞世尔科技(中国);紫外分光光度计(UV2400型),上海舜宇恒平科学仪器有限公司;氙灯光源(CEL-HX型),北京中教金源科技有限公司;高温管式炉(GSL1600X型),合肥科晶材料技术有限公司;热重分析仪(WRT-3P型),上海精密科学仪器有限公司;扫描电子显微镜(SU-1510型),日本日立株式会社;X-射线衍射仪(7000S/L型),日本岛津株式会社;热重分析仪(Q500型),美国TA分析仪器有限公司。
1.2 实验方法
1.2.1 前驱体溶液的制备
称取3.5g PAN溶解在20mL二甲亚砜(DMSO)中,60℃磁力搅拌4h得到均匀溶液;另取3mL钛酸四正丁酯[Ti(OBu)4]加入3mL冰乙酸(HAc)制备混合溶液;而后,将上述溶液按比例混合均匀,继续搅拌5h,得到前驱体溶液。
1.2.2 含钛纳米纤维的制备
将上述制得的前驱体溶液置于一次性塑料注射器中,选择内径为0.9mm的金属针头,施加12kV的电压,设定纺丝液流量为1.2mL/h,滚筒接收器与针头间的距离为15cm,转速为1800r/min。
1.2.3 纳米纤维的碳化
将上一步骤得到的纳米纤维置于真空烘箱中于40℃ 过夜。干燥后的纳米纤维膜放入到管式电阻炉中,以10℃/min的升温速率升温到550℃并恒温2h,而后自然冷却至室温,即得到碳掺杂的TiO2纳米纤维.
1.3 光降解催化性能测试
以浓度为8mg/L的甲基橙溶液作为目标降解物。称取100mg纳米纤维置于50mL甲基橙溶液中,并在暗室内放置2h使染料分子达到吸附平衡,而后在氙灯光源提供的模拟太阳光照下降解甲基橙。在预先选取的时间点取出2mL甲基橙溶液,于464nm处测其吸收值,计算得到纳米纤维的光降解效率。为使纳米纤维膜与甲基橙溶液进行更充分地接触以达到最佳的催化效果,采用自主设计的液体循环流动装置,见图1。
2 结果与讨论
为了确定纳米纤维在碳化过程中的物理、化学变化及最低焙烧温度,预先对前驱体进行热重分析,样品在室温下以10℃/min的速率升温至800℃,获得TG曲线,见图2。由热失重曲线可知,在200℃ 和300~350℃ 附近出现明显的失重现象。在200℃之前,曲线的变化十分明显,失重率约10%,这是由于电纺纤维膜失去分子结晶水和部分有机物分解引起的。在300℃左右开始剧烈失重,并在350℃ 左右达到峰值,失重率约35%,试样的剧烈失重在400℃左右结束,失重速率趋于缓慢,这可以归因于钛酸四正丁酯的分解和PAN侧链和主链的完全分解。600℃ 后失重缓慢,主要是由于PAN分子的热效应引起的。伴随着缓慢分解过程,是参与有机物的进一步分解过程。从结果可以分析出在550℃时,前驱体纤维中的有机物成分基本分解,因此选择550℃作为煅烧温度。
含钛PAN纤维煅烧前后电子显微镜图见图3。从图3可知,煅烧前(a)和经过550℃高温煅烧(b),由静电纺丝得到的含钛PAN纤维出现了明显的表面形态变化。由于本研究采用滚筒接收装置,因此得到的纤维呈现某种程度的定向排列。此外,由于采用了较难挥发的二甲亚砜作为聚合物溶剂(沸点为189℃),导致纤维在滚筒上收集时,溶剂还未完全挥发,造成了纤维的粘连。另外,静电纺丝是由高压静电力驱动的复杂过程,其影响因素众多,如溶液黏度、电场强度和分布、溶液流速以及外在环境的气流扰动等;因此纤维的直径和表面形态差别较大。在经过550℃煅烧1h后[图3(b)],纤维表面趋向于更加平滑,纤维的直径也随之降低;这是由于在煅烧过程中,管式炉内的氧气很快消耗,成纤物质PAN碳化分解,使得纤维整体构成减少。另一方面,纤维中含钛有机物也经历了失水的过程,而转变为TiO2。
[(a)煅烧前;(b)煅烧后(煅烧温度为550℃)]
图4为含钛PAN纤维煅烧前后的X射线衍射谱图。由图中可以看出,在煅烧前,PAN部分结晶,且在2θ=17°处出现准六方晶系的(100)晶面;而经高温煅烧后,该结晶区消失,从而证明了PAN的失水碳化。纳米纤维膜煅烧前在2θ=26.5°所对应的是TiO2金红石型衍射峰,即(002)晶面,煅烧后有更多的锐钛矿型TiO2生成。
含钛PAN纤维膜煅烧前后的傅里叶变换红外光谱图更进一步证实了PAN的碳化,见图5。从图5可知,经过高温煅烧后,电纺原丝中的许多特征峰强度都发生了很大变化。碳化前曲线中2239、1733、1447和1024cm-1出现的吸收峰应归属于纳米纤维中C≡C、C =O、C—O及H—O—H键的振动峰。前驱体550℃碳化后由于PAN分解,这些有机物的吸收峰减弱或消失,同时在556cm-1处出现新吸收峰,为TiO2锐钛矿相的特征振动峰。上述结果证明,碳化后纳米纤维膜中的有机成分已基本去除,剩余物质为无机的TiO2/碳的复合纳米纤维。
考虑到碳化后的PAN纤维具有多孔结构,会对染料分子产生相应的吸附,因此,首先将各组分样品置于暗室中2h,以使其达到吸附平衡;而后,再将循环反应器置于模拟太阳光照下反应。如图6所示,经过碳化处理,纳米纤维对甲基橙染料的吸附效果强于未经高温碳化的PAN纤维。100mg碳掺杂TiO2纳米纤维膜光催化降解甲基橙的效率为0.0336mg/h。另一方面,将反应器置于模拟太阳光环境中,碳化后的纳米纤维对于甲基橙的催化降解效果非常明显,在光照2h后,体系中甲基橙溶液浓度已不足40%;而未经碳化的PAN纤维则没能表现出明显的光催化降解甲基橙的能力。产生这样的结果主要是两方面的原因:(1)未经碳化处理的PAN纤维中所含的TiO2较少,钛酸四丁酯水解后大部分以氢氧化钛的形式存在;(2)由于TiO2的禁带宽度很难吸收太阳光中的可见光能量,未经掺杂的TiO2因此很难降解有机化合物,而经过碳掺杂后,大大提高了TiO2吸收可见光区能量的可能性。
3 结论
(1)以PAN为成纤材料、钛酸四丁酯为钛源,通过静电纺丝与高温煅烧方法制备得到碳掺杂的TiO2纳米纤维。
碳纳米纤维 第9篇
以磅为基准,基于碳纳米管的密实碳纤维在美国莱斯大学开发成功,新的研究表明,与相同质量的铜电缆相比,能够携带多达四倍的电流。研究人员称,这种更高的载流能力(载流容量),使这些纳米管基电缆对系统中轻量级电力传输颇具吸引力,加以权衡是一个重要因素,如航空航天应用。
虽然单个碳纳米管能够传送比铜大近1000倍的电流,但将相同的碳纳米管使用其他技术合并成纤维,要达到这个能力,之前获得失败。然而,一系列测试显示,其密实的碳纳米管纤维仍能轻松地比铜还好。
碳纳米纤维 第10篇
超混杂复合材料(Super Hybrid Compound Material,SHCM)由玻璃纤维、合成纤维、金属纤维与非纤维状的陶瓷等无机填料及树脂体系等其他材料组成的复合材料。通过最佳的混杂比和合理的成型工艺,可以得到具有良好的力学性能和优异的耐腐蚀、耐磨等性能等[1,2]。
非纤维陶瓷具有强度高、耐高温、耐磨、耐腐蚀等优点,用于树脂基复合材料中,可以提高材料的强度和弹性模量,本文以综合性能优异的耐高温、强腐蚀的碳纳米改性高交联环氧乙烯基酯树脂为基体,加入耐腐蚀性好、强度保留率高的无碱无氟无硼玻璃纤维(ECR玻纤)制备出碳纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料。研究了非纤维陶瓷和ECR玻纤对超混杂复合材料力学性能的影响[3,4,5]。
2实验部分
2.1原材料
碳纳米改性高交联环氧乙烯基酯树脂、非纤维陶瓷、ECR短玻纤、引发剂、促进剂、其它助剂等。
2.2工艺
非纤维陶瓷采用偶联剂处理后,加入一定比例的碳纳米改性高交联环氧乙烯基酯树脂和短切纤维(尺寸为30mm),加人促进剂和其它助剂后搅拌均匀,然后加入引发剂,混合均匀后压制成样块。为了研究非纤维陶瓷含量对超混杂复合材料的影响,将增强纤维的含量固定为20%(体积),使非纤维陶瓷的体积含量分别为0、10%、20%和30%;为了研究增强纤维含量对超混杂复合材料的影响,将非纤维陶瓷的体积含量固定为20%,增强纤维的含量分别为5、10%、15%和20%。
2.3测试设备及标准
力学性能测试设备:德国Zwick Roell集团制造的Zwick Allround电子万能试验机;
力学性能测试标准:GB/T1447-2005、GB/T1449-2005。
3结果与讨论
3.1非纤维陶瓷含量对超混杂复合材料的影响
与普通的玻璃纤维增强树脂基复合材料(Fiberglass-Reinforced Plastics,FRP)相比,碳纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料中的碳纳米材料、非纤维陶瓷改变了普通复合材料的应力结构和破坏模式。从图3.1-1和图3.1-2可以看出,随着非纤维陶瓷含量的增加,超混杂复合材料的弯曲强度有所下降,但弯曲模量却逐步上升。非纤维陶瓷的主要成分为碳化硅(Si C),其硬度高、抗形变能力好,当超混杂复合材料受到弯曲或拉伸应力时,非纤维陶瓷能有效分散消除应力,使超混杂复合材料的形变尽量减少,材料整体的稳定性增强,从而使其弯曲模量显著增强。随着非纤维陶瓷量的增加,超混杂复合材料的弯曲模量随之上升,但是,非纤维陶瓷的刚性好同时也是韧性不足,在受到弯曲应力时,容易断裂,使超混杂复合材料弯曲强度下降。
从图3.1-3和图3.1-4,非纤维陶瓷对超混杂复合材料的压缩强度提高也很明显,但其含量过高时材料的压缩强度反而下降,当体积含量为30%时,超混杂材料的压缩强度和未加入非纤维陶瓷时数据接近,压缩模量也同样如此。这是因为未加入非纤维陶瓷的复合材料在受到压应力时,由基体树脂为承载压力的主体,材料中的ECR纤维使得基体形变减小,从而提高了材料的强度。对于超混杂复合材料,非纤维陶瓷、ECR纤维以及基体树脂一起承受压应力,因为压缩模量和抗压强度都有所提高;但非纤维陶瓷过量时,基体树脂含量降低,所以,超混杂复合材料的压缩强度反而降低。
3.2 ECR玻纤的含量对超混合复合材料的弯曲性能的影响
图3.2可见,随着ECR玻纤含量的增加,对于碳纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料的弯曲模量和弯曲强度均大幅度提高,在超混合复合材料中,模量和强度较高的ECR玻纤与碳纳米改性基体树脂一起承受外力,当ECR玻纤的含量增加时,超混合复合材料承受外力的能力增强,使弯曲模量和弯曲强度都提高。在材料固化过程中,碳纳米改性树脂固化时会产生收缩,ECR玻纤可以有效降低树脂基体的收缩,预防或减少产生内应力,从而使得材料的整体抗应力得以提高,使材料的弯曲强度和弯曲模量都有提高。
4结论
实验表明,非纤维陶瓷有利于碳纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料的尺寸稳定性和刚度提高。加入非纤维陶瓷后,碳纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料的压缩模量和压缩强度增大,随着非纤维陶瓷含量的提高,弯曲强度稍有下降但其弯曲模量大幅度提高;随着ECR玻纤含量的提高,碳纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料的弯曲模量和弯曲强度均明显提高。
5应用
烟囱防腐材料种类和方法很多,复合材料类逐渐成为最重要的选择[5,6,7,8,9]。针对非钢结构烟囱防腐改造,当然首先要对老烟囱基体处理进行树脂砂浆或者水泥聚合物砂浆修补处理[10],另外就是通过物理加固的方法来加强与基体的结合。目前,以碳纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料为基础的UFC材料结合优化的工艺设计,已经成功应用于非钢烟囱内防腐。兼具玻璃钢整体烟囱优良性能和特种涂料快捷施工优点的UFC材料防腐方案是目前湿法脱硫烟囱防腐改造的最佳防腐方案,必然代替其他容易失效或综合性价比低的烟囱防腐方案,成为一种主流选择。典型业绩:
(1)赤峰瑞阳化工有限公司,100m新建混凝土烟囱防腐,采用UFC材料设计总厚度5mm,2013年3月施工完毕投入使用至今,效果良好;
(2)山东东营万达集团热电厂,120m钢筋混凝土烟囱防腐改造,采用UFC材料设计总厚度6mm,2014年5月施工完毕投入使用至今,效果良好;
(3)江苏利港电厂一期,240m单筒钢筋混凝土烟囱防腐改造,采用UFC材料设计总厚度6mm,2015年11月施工完毕投入使用至今,效果良好;
(4)江苏利港电厂二期,240m单筒钢筋混凝土烟囱防腐改造,采用UFC材料设计总厚度5mm,目前正在进入施工结束阶段。
摘要：本文以碳纳米材料改性高交联环氧乙烯基树脂为基体、以短切无碱无氟无硼玻璃纤维(ECR玻纤)为增强材料、以非纤维状陶瓷为填料制备出纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料(SHCM),研究了非纤维陶瓷和ECR玻纤对复合材料力学性能的影响。同时,本文还介绍了以碳纳米改性树脂/陶瓷/纤维超混杂复合材料为基础的UFC材料在烟囱防腐方面的工程实际应用,为工业烟囱防腐改造的材料选择提供了重要参考。
关键词：碳纳米材料改性,超混杂复合材料,烟囱防腐,UFC材料
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